(57)【要約】  本発明は、自動車用鋼板などに用いられる超高強度鋼板に関し、鋼板は重量％で、炭素（Ｃ）：０．０８〜０．２％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜１．３％、マンガン（Ｍｎ）：２．０〜３．０％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．１０％、硫黄（Ｓ）：０．０１０％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．１％、クロム（Ｃｒ）：０．３〜１．２％、ボロン（Ｂ）：０．００１０〜０．００３０％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、上記Ｔｉ及びＮは、［関係式１］３．４≦Ｔｉ／Ｎ≦１０を満たし、上記Ｍｎ、Ｓｉ及びＣｒは、［関係式２］１．０≦Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ）を満たし、表層（表面から厚さ方向０．１μｍまで）内のＭｎ、Ｓｉ及びＣｒの含有量が［関係式３］０．７≦Ｍｎ＊／（Ｓｉ＊＋Ｃｒ＊）≦Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ）を満たす、化成処理性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板を提供する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．０８〜０．２％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜１．３％、マンガン（Ｍｎ）：２．０〜３．０％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．１０％、硫黄（Ｓ）：０．０１０％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．１％、クロム（Ｃｒ）：０．３〜１．２％、ボロン（Ｂ）：０．００１０〜０．００３０％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
前記Ｔｉ及びＮは、下記関係式１を満たし、前記Ｍｎ、Ｓｉ及びＣｒは、下記関係式２を満たし、表層（表面から厚さ方向０．１μｍまで）内のＭｎ、Ｓｉ及びＣｒの含有量が下記関係式３を満たし、０．８以上の降伏比を有する、化成処理性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板。
［関係式１］
３．４≦Ｔｉ／Ｎ≦１０
［関係式２］
１．０≦Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ）
［関係式３］
０．７≦Ｍｎ＊／（Ｓｉ＊＋Ｃｒ＊）≦Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ）
（前記関係式１〜前記関係式３において、Ｔｉ、Ｎ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＣｒは、各元素の重量含有量を意味し、前記関係式３において、Ｍｎ＊、Ｓｉ＊、Ｃｒ＊は、それぞれ、表面から厚さ方向０．１μｍまでのＧＤＳ成分分析値の平均値を意味する。）
【請求項２】
前記鋼板は、重量％で、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１〜０．０５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜０．２０％、バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．２０％及びタングステン（Ｗ）：０．０１〜０．２０％のうち１種以上をさらに含み、下記関係式４を満たす、請求項１に記載の化成処理性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板。
［関係式４］
０．０１≦Ｎｂ＋０．２（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ）≦０．０５
（前記関係式４において、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷは、各元素の重量含有量を意味する。）
【請求項３】
前記鋼板は、微細組織で、面積分率５０〜８０％のマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトと１０〜３０％のベイナイト、５％未満の残留オーステナイト、残部フェライトを含む、請求項１に記載の化成処理性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板。
【請求項４】
前記鋼板は、（引張強度（ＭＰａ）×穴拡げ性（ＨＥＲ））の値が４００００以上である、請求項１に記載の化成処理性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板。
【請求項５】
前記鋼板は、冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ鋼板である、請求項１に記載の化成処理性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板。
【請求項６】
重量％で、炭素（Ｃ）：０．０８〜０．２％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜１．３％、マンガン（Ｍｎ）：２．０〜３．０％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．１０％、硫黄（Ｓ）：０．０１０％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．１％、クロム（Ｃｒ）：０．３〜１．２％、ボロン（Ｂ）：０．００１０〜０．００３０％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
前記Ｔｉ及びＮは、下記関係式１を満たし、前記Ｍｎ、Ｓｉ及びＣｒは、下記関係式２を満たす鋼材を準備する段階と、
前記鋼材を熱間圧延及び冷間圧延し、冷延鋼板を製造する段階と、
前記冷延鋼板を８００〜８５０℃で焼鈍熱処理する段階と、
前記焼鈍熱処理された冷延鋼板をＭｓ（マルテンサイト変態開始温度）〜Ｂｓ（ベイナイト変態開始温度）の範囲で急冷した後、維持する段階と、
前記維持後、１０〜５０℃／ｍｉｎの速度で冷却する段階と、
前記冷却後、冷延鋼板の表層酸化物を除去する段階と、を含み、
前記維持段階は、下記関係式５を満たす時間の間に行い、前記表層酸化物除去段階は、下記関係式６を満たす条件で行う、化成処理性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
［関係式１］
３．４≦Ｔｉ／Ｎ≦１０
［関係式２］
１．０≦Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ）
［関係式５］
３００＜４７２９＋７１Ｃ＋２５Ｍｎ−１６Ｓｉ＋１１７Ｃｒ−２０．１Ｔ＋０．０１９９Ｔ２≦５００
［関係式６］
（ＨＣｌ濃度×ＨＣｌ温度）／（１．３３＋Ｍｎ＋７．４Ｓｉ＋０．８Ｃｒ）×（４７＋２．１Ｍｎ＋１３．９Ｓｉ＋４．３Ｃｒ）≧１
（前記関係式１〜前記関係式６中においてＴｉ、Ｎ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ及びＣは、各元素の重量含有量を意味する。また、前記関係式５において、Ｔは急冷停止温度（℃）を意味し、それから導出された値の単位は秒（ｓｅｃ）である。）
【請求項７】
前記鋼材は、重量％で、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１〜０．０５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１〜０．２０％、バナジウム（Ｖ）：０．０１〜０．２０％及びタングステン（Ｗ）：０．０１〜０．２０％のうち１種以上をさらに含み、下記関係式４を満たす、請求項６に記載の化成処理性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
［関係式４］
０．０１≦Ｎｂ＋０．２（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ）≦０．０５
（前記関係式４において、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷは各元素の重量含有量を意味する。）
【請求項８】
前記焼鈍熱処理段階は、露点温度−３５〜−５０℃の条件で行う、請求項６に記載の化成処理性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記急冷段階は、１００〜６００℃／ｍｉｎの冷却速度で行う、請求項６に記載の化成処理性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記超高強度鋼板は、表層（表面から厚さ方向０．１μｍまで）内のＭｎ、Ｓｉ及びＣｒの含有量が、下記関係式３を満たす、請求項６に記載の化成処理性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
［関係式３］
０．７≦Ｍｎ＊／（Ｓｉ＊＋Ｃｒ＊）≦Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ）
（前記関係式３において、Ｍｎ、Ｓｉ及びＣｒは、各元素の重量含有量を意味し、Ｍｎ＊、Ｓｉ＊、Ｃｒ＊は、それぞれ、表面から厚さ方向０．１μｍまでのＧＤＳ成分分析値の平均値を意味する。）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用鋼板などに用いられる超高強度鋼板に関し、より詳細には、化成処理性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車用鋼板は、地球環境保全のための燃費規制と搭乗者の衝突安定性の確保のために、超高強度鋼材の使用を増やしている。かかる超高強度鋼を製造するためには、一般的な固溶強化を活用した鋼材や析出強化を用いた鋼材だけでは十分な強度と延性を確保することが容易でない。
【０００３】
そのため、変態組織を活用して強度及び延性を向上させた変態強化鋼が開発されており、かかる変態強化鋼には、二相組織鋼（Ｄｕａｌ  Ｐｈａｓｅ  Ｓｔｅｅｌ、以下、ＤＰ鋼）、複合組織鋼（Ｃｏｍｐｌｅｘ  Ｐｈａｓｅ  Ｓｔｅｅｌ、以下、ＣＰ鋼）、変態誘起塑性鋼（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ  Ｓｔｅｅｌ、以下、ＴＲＩＰ鋼）などがある。
【０００４】
上記変態強化鋼のうち、ＤＰ鋼は、軟質のフェライト内に硬質のマルテンサイトを微細均質に分散させて高強度と延性を確保する鋼種であり、ＣＰ鋼は、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト二相又は三相を含み、強度の向上のために、Ｔｉ、Ｎｂなどの析出硬化元素を含む鋼種である。ＴＲＩＰ鋼は、微細均質に分散された残留オーステナイトを常温で加工することでマルテンサイト変態を起こし、強度と延性を確保する鋼種である。
【０００５】
上記ＴＲＩＰ鋼の代表的な技術としては、特許文献１が挙げられるが、この技術は、鋼板の残留オーステナイト量を制御し、成形性に優れた鋼板を製造する方法に関するものである。一方、特許文献２には、合金成分及び鋼板の微細組織を制御することで、プレス成形性が良好な高強度鋼板を製造する方法が提示されており、特許文献３には、５％以上の残留オーステナイトを含み、加工性、特に、局部伸びに優れた鋼板が提示されている。
【０００６】
自動車用鋼板の高強度化が加速化している実情を反映し、上記のように様々な変態組織を活用して伸び率を確保しようとするにもかかわらず、現実的に十分な伸び率の確保が困難である。
【０００７】
特に、乗客の安全性を確保するための衝突特性の規制が厳しくなるにつれて、超高強度鋼を耐衝突部材として採択する割合が増加しているが、降伏強度が高いとしても衝突時に衝撃によって簡単に破断が生じたり、エネルギー吸収が円滑に行われないという問題に直面している。
【０００８】
したがって、超高強度鋼が破断することなくエネルギーを円滑に吸収し、曲げ加工又はロールフォーミング加工などの複雑な加工時にフランジから発生する割れを抑制するためには、穴拡げ性の改善が必要とされる。
【０００９】
穴拡げ性に優れた代表的な鋼材としては熱延高バーリング鋼材があり、穴拡げ性の向上のために、相間の硬度差を最小化する努力がなされてきた。一般的に、高バーリング鋼の基本組織は、フェライト単相にナノサイズの微細析出物を活用したり、ベイナイト単相又はフェライトとベイナイトとの複合組織に析出物を活用する案などが提案されており、冷延鋼板においても同様の努力がなされてきている。
【００１０】
一方、超高強度と穴拡げ性をともに確保するためには、変態組織と析出物をともに活用するＣＰ鋼の開発が必要とされる。しかし、ＣＰ鋼は、構成される相の構成比に応じて延性と曲げ加工性の変化が大きいという欠点があり、現在まで適切な相分率と製造範囲に関する十分な検討が行われておらず、研究開発の必要性が高くなってきている。
【００１１】
その他にも、硬質相の安定した確保と相間の硬度差を低減するための目的で、固溶強化元素、すなわち、Ｓｉ、Ｃｒなどの合金元素が多量に添加されなければならないが、上記ＳｉやＣｒが含まれた鋼の場合、焼鈍過程で表層酸化物が形成され、これは、焼鈍後の酸洗過程で除去が容易でなく、最終製品の化成処理性が劣るという問題がある。
【００１２】
したがって、超高強度及び穴拡げ性の確保とともに、化成処理性の確保が可能な技術開発が求められている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１３】
【特許文献１】特開平０６−１４５８９２号公報
【特許文献２】特許第２７０４３５０号公報
【特許文献３】特許第３３１７３０３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
本発明は、合金成分組成及び製造条件を最適化することにより優れた穴拡げ性を確保することはいうまでもなく、これとともに化成処理性に優れた超高強度鋼板及びこれを製造する方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０８〜０．２％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜１．３％、マンガン（Ｍｎ）：２．０〜３．０％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．１０％、硫黄（Ｓ）：０．０１０％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．１％、クロム（Ｃｒ）：０．３〜１．２％、ボロン（Ｂ）：０．００１０〜０．００３０％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
上記Ｔｉ及びＮは、下記関係式１を満たし、上記Ｍｎ、Ｓｉ及びＣｒは、下記関係式２を満たし、表層（表面から厚さ方向０．１μｍまで）内のＭｎ、Ｓｉ及びＣｒの含有量が下記関係式３を満たし、０．８以上の降伏比を有する化成処理性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板を提供する。
［関係式１］
３．４≦Ｔｉ／Ｎ≦１０
［関係式２］
１．０≦Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ）
［関係式３］
０．７≦Ｍｎ＊／（Ｓｉ＊＋Ｃｒ＊）≦Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ）
【００１６】
本発明の他の一側面は、上述の成分組成及び成分関係を満たす鋼材を準備する段階と、上記鋼材を熱間圧延及び冷間圧延して冷延鋼板を製造する段階と、上記冷延鋼板を８００〜８５０℃で焼鈍熱処理する段階と、上記焼鈍熱処理された冷延鋼板をＭｓ（マルテンサイト変態開始温度）〜Ｂｓ（ベイナイト変態開始温度）の範囲で急冷した後、維持する段階と、上記維持後、１０〜５０℃／ｍｉｎの速度で冷却する段階と、上記冷却後、冷延鋼板の表層酸化物を除去する段階と、を含み、
上記維持段階は、下記関係式５を満たす時間の間に行い、上記表層酸化物除去段階は、下記関係式６を満たす条件で行う、化成処理性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板の製造方法を提供する。
［関係式５］
３００＜４７２９＋７１Ｃ＋２５Ｍｎ−１６Ｓｉ＋１１７Ｃｒ−２０．１Ｔ＋０．０１９９Ｔ２≦５００
［関係式６］
（ＨＣｌ濃度×ＨＣｌ温度）／（１．３３＋Ｍｎ＋７．４Ｓｉ＋０．８Ｃｒ）×（４７＋２．１Ｍｎ＋１３．９Ｓｉ＋４．３Ｃｒ）≧１
【発明の効果】
【００１７】
本発明により、引張強度１ＧＰａ以上の超高強度と０．８以上の降伏比を有し、且つ穴拡げ性に優れて、成形時にフランジ割れの発生がなく、衝突時にエネルギー吸収能にも優れるだけでなく、化成処理性に優れた超高強度鋼板を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明者は、高い引張強度とともに優れた穴拡げ性及び化成処理性を有する超高強度鋼板を得るために鋭意研究を重ねた結果、合金組成及び製造条件を最適化することで上述の目的に適した組織分率を確保する場合、目標とする物性を有する鋼板を提供することができることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１９】
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の一側面による化成処理性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板は、その合金組成が、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０８〜０．２％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５〜１．３％、マンガン（Ｍｎ）：２．０〜３．０％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．１０％、硫黄（Ｓ）：０．０１０％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．１％、クロム（Ｃｒ）：０．３〜１．２％、ボロン（Ｂ）：０．００１０〜０．００３０％、チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．０５％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％を含み、上記ＴｉとＮ、また、上記Ｍｎ、Ｓｉ及びＣｒは、その成分比が適切に制御されることが好ましい。
【００２０】
まず、以下では、本発明で提供する超高強度鋼板の合金成分及び成分関係を制御する理由について詳細に説明する。この際、特に言及しない限り、各成分の含有量は、重量％を意味する。
【００２１】
Ｃ：０．０８〜０．２％
炭素（Ｃ）は、変態組織鋼において強度の確保のために重要な元素である。
このためには、Ｃを０．０８％以上含むことが好ましく、仮にその含有量が０．０８％未満の場合には、引張強度を１ＧＰａ以上に確保することができないことがある。一方、その含有量が０．２％を超える場合には、穴拡げ性及び成形性が低下し、プレス成形性及びロールフォーミング成形性が低下するだけでなく、点溶接性も低下するという問題がある。
したがって、本発明においてＣの含有量は、０．０８〜０．２％に制限することが好ましい。
【００２２】
Ｓｉ：０．０５〜１．３％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼材の強度及び伸び率をともに向上させる元素であり、オーステンパー（ａｕｓｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）の際に炭化物の形成を抑制する効果がある。
【００２３】
上述の効果を十分に得るためには、Ｓｉを０．０５％以上添加することが好ましいが、その含有量が１．３％を超えると、焼鈍熱処理工程において酸化物が多量に発生して酸洗工程時に酸化物の除去が困難になり、化成処理性を著しく低下させて不良を誘発するという問題がある。また、適正二相分率の確保のために昇温させるべき焼鈍温度が高くなり、焼鈍加熱炉負荷をもたらすという問題がある。
したがって、本発明においてＳｉの含有量は、０．０５〜１．３％に制限することが好ましい。
【００２４】
Ｍｎ：２．０〜３．０％
マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化効果が非常に大きい元素である。
かかるＭｎの含有量が２．０％未満の場合には、本発明で目標とする強度の確保が困難であり、一方、３．０％を超える場合には、溶接性が劣り、冷間圧延負荷が増加するなどの問題が生じる可能性が高くなる。また、多量の焼鈍酸化物が形成されて化成処理性が劣るという問題がある。
したがって、本発明においてＭｎの含有量は、２．０〜３．０％に制限することが好ましい。
【００２５】
Ｐ：０．００１〜０．１０％
リン（Ｐ）は、鋼を強化する効果がある元素である。
かかるＰの含有量が０．００１％未満の場合には、上述の効果を確保することができないことがあるだけでなく、製鋼工程でＰを極小に制御する場合、製造コストの上昇を誘発するため、好ましくない。一方、その含有量が多すぎて０．１０％を超える場合には、粒界偏析による衝撃特性が劣り、鋼の脆性が発生する可能性があるため、好ましくない。
したがって、本発明においてＰの含有量は、０．００１〜０．１０％に制限することが好ましい。
【００２６】
Ｓ：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は、鋼中不純物元素であり、鋼の延性、孔加工性及び溶接性を阻害するため、その含有量を最小化することが好ましい。
かかるＳの含有量が０．０１０％を超えると、ＭｎＳを形成して穴拡げ性 を著しく低下させ、鋼板の延性及び溶接性を阻害する可能性が高くなるため、その含有量を０．０１０％以下に制限することが好ましい。
【００２７】
Ａｌ：０．０１〜０．１％
アルミニウム（Ａｌ）は、製鋼工程中に鋼中の酸素と結合して脱酸作用を行い、Ｓｉとともに相変態の際に炭素のオーステナイトへの分配を促進するのに有効な元素である。
そのため、Ａｌを０．０１％以上添加することが好ましいが、その含有量が０．１％を超えると、鋼スラブの表面品質を低下させ、且つ製造コストが増加するという問題がある。
したがって、本発明においてＡｌの含有量は、０．０１〜０．１％に制限することが好ましい。
【００２８】
Ｃｒ：０．３〜１．２％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の硬化能を向上させ、高強度を確保するために添加する成分であり、本発明では、フェライトの変態を遅延させて、ベイナイトの形成を誘導するのに有効な元素である。
かかるＣｒの含有量が０．３％未満の場合には、上述の効果を確保することが困難であり、一方、その含有量が１．２％を超える場合には、上述の効果が飽和するだけでなく、熱延材の強度が過剰に上昇して冷間圧延の際に負荷が増大し、製造コストが大幅に増加することになる。また、焼鈍熱処理の際に焼鈍酸化物が形成されて酸洗工程の際に制御が容易でなく、化成処理性を大幅に劣化させるという問題がある。
したがって、本発明においてＣｒの含有量は、０．３〜１．２％に制限することが好ましい。
【００２９】
Ｂ：０．００１０〜０．００３０％
ボロン（Ｂ）は、焼鈍中の冷却過程でオーステナイトがフェライトに変態することを抑制し、ベイナイトの分率を増加させるのに有効な元素である。
かかるＢの含有量が０．００１０％未満の場合には、上述の効果を確保することが困難であり、一方、その含有量が０．００３０％を超える場合には、Ｂの粒界偏析によって上述の効果が飽和するだけでなく、焼鈍熱処理の際に表面に濃化して化成処理性を低下させるという問題がある。
したがって、本発明においてＢの含有量は、０．００１０〜０．００３０％に制限することが好ましい。
【００３０】
Ｔｉ：０．０１〜０．０５％
チタン（Ｔｉ）は、強度の上昇とともに、鋼中に存在する窒素（Ｎ）の捕集（ｓｃａｖｅｎｇｉｎｇ）のために添加される元素である。
かかるＴｉの含有量が０．０１％未満の場合には、上述の効果を確保することが困難であり、一方、その含有量が０．０５％を超える場合には、その効果が飽和するだけでなく、連続鋳造工程中にノズルの閉塞などの工程欠陥を誘発する恐れがある。
したがって、本発明においてＴｉの含有量は、０．０１〜０．０５％に制限することが好ましい。
【００３１】
Ｎ：０．００１〜０．０１％
窒素（Ｎ）は、Ｃとともに代表的な侵入型固溶強化元素である。かかるＮは、一般的に大気から混入する元素であるため、製鋼工程の脱ガス工程で制御されなければならない。
上記Ｎの含有量が０．００１％未満の場合には、過剰な脱ガス処理が必要となって、製造コストの上昇を誘発するという問題がある。一方、その含有量が０．０１％を超える場合には、ＡｌＮ、ＴｉＮなどの析出物が過剰に形成されて、高温延性を低下させるという問題がある。
したがって、本発明においてＮの含有量は、０．００１〜０．０１％に制限することが好ましい。
【００３２】
一方、本発明の鋼板は、上述の合金元素のうちＴｉとＮが、下記関係式１で表される成分関係を満たすことが好ましい。
［関係式１］
３．４≦Ｔｉ／Ｎ≦１０
（上記関係式１において、Ｔｉ及びＮは、各元素の重量含有量を意味する。）
【００３３】
上記Ｔｉ／Ｎの割合が３．４未満の場合には、溶存Ｎの量に比べてＴｉ添加量が足りず、残留ＮによるＮＢなどの形成によってＢの添加による強度上昇の効果を低下させて強度の低下が生じる可能性がある。一方、その値が１０を超える場合には、脱窒処理コストが増加し、連鋳工程においてノズルの閉塞などを誘発する可能性が大きくなる。
【００３４】
これとともに、上述の合金元素のうちＭｎとＳｉ及びＣｒは、下記関係式２で表される成分関係を満たすだけでなく、鋼の表層（表面から厚さ方向０．１μｍまで）内のＭｎ、Ｓｉ及びＣｒの含有量が、下記関係式３を満たすことが好ましい。
［関係式２］
１．０≦Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ）
［関係式３］
０．７≦Ｍｎ＊／（Ｓｉ＊＋Ｃｒ＊）≦Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ）
（上記関係式２及び上記関係式３において、Ｍｎ、Ｓｉ及びＣｒは、各元素の重量含有量を意味し、上記関係式３において、Ｍｎ＊、Ｓｉ＊、Ｃｒ＊はそれぞれ、表面から厚さ方向０．１μｍまでのＧＤＳ成分分析値の平均値を意味する。）
【００３５】
上記関係式２及び上記関係式３は、本発明による超高強度鋼板の化成処理性を確保するために制御されるべきものであり、上記関係式２の値が１未満の場合には、焼鈍熱処理過程において非常に緻密なＳｉとＣｒ酸化物層が形成され、最終酸洗工程を強化しても除去が容易でないという問題がある。また、酸の濃度と温度が高すぎる条件で酸化層を除去する場合、相対的に弱い粒界が優先的に浸食されて、鋼の加工性と疲労特性を著しく低下させるという問題がある。
【００３６】
また、最終酸洗工程を経た後、鋼板表面の成分濃度を示す上記関係式３の値が０．７未満の場合には、化成処理性が劣るＳｉやＣｒ酸化物又は濃化層が、鋼板の極表層又は粒界などに残存することになり、リン酸塩結晶の形成を妨げるという問題がある。一方、その値がＭｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ）比を超えると、極表層に形成されたＭｎ系酸化物が焼鈍熱処理工程において初期昇温時に酸化した後に焼鈍炉内の還元雰囲気下で部分還元されたり、初期に選択的に粗大化することがある。これは、最終酸洗工程で十分に除去されなかったものであるため、これもまた、リン酸塩結晶の形成時に偏差を発生させて化成処理性を劣化させるという問題がある。
【００３７】
本発明による超高強度鋼板は、上述の合金成分の他に、以下のような含有量でＮｂ、Ｍｏ、Ｃ及びＷのうち１種以上をさらに含んでもよい。
【００３８】
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）は、代表的な析出強化元素であり、鋼の強度上昇とともに結晶粒の微細化のために添加される元素である。
かかるＮｂの含有量が０．０１％未満の場合には、上述の効果を十分に確保することが困難である。一方、その含有量が０．０５％を超える場合には、製造コストを過剰に上昇させるだけでなく、析出物が過剰に形成されて延性が著しく低下する恐れがある。
したがって、本発明においてＮｂを添加する場合、その含有量は０．０１〜０．０５％に制限することが好ましい。
【００３９】
Ｍｏ、Ｖ及びＷ：それぞれ０．０１〜０．２０％
モリブデン（Ｍｏ）、バナジウム（Ｖ）及びタングステン（Ｗ）は、上記Ｎｂと同様の役割を果たす元素であり、これらの含有量がそれぞれ０．０１％未満の場合には、鋼の強度上昇及び結晶粒微細化効果を十分に確保することが困難である。一方、その含有量がそれぞれ０．２０％を超える場合には、強度効果に比べて製造コストが過剰に上昇する恐れがある。
したがって、本発明においてＭｏ、Ｖ又はＷを添加する場合には、その含有量をそれぞれ０．０１〜０．２０％に制限することが好ましい。
【００４０】
また、上記Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷは、下記関係式４を満たすことが好ましい。
［関係式４］
０．０１≦Ｎｂ＋０．２（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｗ）≦０．０５
（上記関係式４において、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷは、各元素の重量含有量を意味する。）
【００４１】
上記Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷの関係が０．０１未満の場合は、結晶粒の微細化及び析出強化の効果を得ることが困難であり、一方、０．０５を超える場合は、上記効果に比べて製造コストが過剰に上昇する恐れがあるため、好ましくない。
【００４２】
本発明の残りの成分は、鉄（Ｆｅ）である。ただし、通常の鉄鋼製造過程では、原料又は周りの環境から意図しなかった不純物が不可避に混入することがあるため、これを排除することは難しい。これらの不純物は、通常の鉄鋼製造過程の技術者であれば、誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を本明細書において特に言及しない。
【００４３】
本発明で提案する超高強度鋼板は、微細組織で面積分率５０〜８０％のマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトと１０〜３０％のベイナイトと、５％未満の残留オーステナイト、残部フェライトを含むことが好ましい。これは、焼戻しマルテンサイトとベイナイトの分率を最大化することで、相間の硬度差が大きく発生するフェライト分率を減少させて、穴の打ち抜きの際に発生するボイドの形成を抑制するためである。
【００４４】
より好ましくは、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイト相を５０〜８０％含有することが好ましいが、その分率が５０％未満の場合には、目標とする引張強度１ＧＰａ以上の超高強度の確保が困難であり、穴拡げ性も確保することが困難であるという問題がある。一方、８０％を超える場合には、強度が上昇しすぎて、むしろ穴拡げ性が劣るという問題がある。
【００４５】
また、ベイナイトの分率が１０％未満の場合には、過剰な強度上昇によって穴拡げ性が急激に低下し、目標とする（引張強度（ＭＰａ）×穴拡げ性（ＨＥＲ））の値を４００００以上に確保することが困難になる。一方、ベイナイトの分率が３０％を超える場合には、超高強度の確保が困難であるという問題がある。
【００４６】
本発明で目標とする穴拡げ性の確保に重要な組織は、高温で形成される焼戻しマルテンサイトであり、これは、冷却中にマルテンサイト開始温度直下の温度区間で徐冷を行うことで多量に得ることができる。
【００４７】
一方、微細組織のうち残留オーステナイトの分率が５％を超えると、耐遅れ破壊特性が劣るという問題があるため、その分率を５％以下に制限することが好ましい。
【００４８】
また、フェライト分率に対しては、特に限定しないが、穴拡げ性を有利に確保するためには、２０％以下の分率でフェライトを含むことが好ましい。
【００４９】
上述の微細組織を有する本発明の超高強度鋼板は、引張強度が１ＧＰａ以上であるとともに、（引張強度（ＭＰａ）×穴拡げ性（ＨＥＲ））の値を４００００以上に確保することで、プレス成形又はロールフォーミング成形の際にフランジ割れが発生することなく成形が可能な程度の穴拡げ性を確保することができる。
【００５０】
仮に、上述の値が４００００未満の場合には、穴拡げ性には優れるが、超高強度の確保が困難であるか、超高強度の確保は可能であるが、穴拡げ性が劣り、成形時にフランジ割れが発生するか、衝突時にエネルギー吸収能が劣るという問題がある。
【００５１】
また、本発明の超高強度鋼板は、降伏比が０．８以上であり、降伏比が０．８未満に下がる場合は、通常、フェライト分率が増加した場合であって、強度が低下するだけでなく、穴拡げ性が劣るため、好ましくない。
【００５２】
上記のように、１０００ＭＰａ以上の引張強度とともに穴拡げ性に優れた本発明の超高強度鋼板は、プレス成形及びロールフォーミング成形がいずれも可能であり、且つ衝突特性に優れるという利点を有する。
【００５３】
かかる本発明の超高強度鋼板は、冷延鋼板又は溶融亜鉛メッキ鋼板であってもよい。
【００５４】
以下、本発明の他の一側面である化成処理性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板の製造方法について詳細に説明する。
【００５５】
まず、上述の合金組成及び成分関係を満たす鋼材を準備した後、これを熱間圧延及び冷間圧延して、冷延鋼板を製造することが好ましい。
【００５６】
この際、熱間圧延及び冷間圧延は、通常の超高強度鋼板を製造する方法によってもよく、一例として、ＣＰ鋼を製造する方法のうちの熱延及び冷延条件であってもよい。ただし、これに限定するものではない。
【００５７】
上記により製造された冷延鋼板を８００〜８５０℃で焼鈍熱処理する段階を経ることが好ましい。
【００５８】
上記焼鈍熱処理の際、その温度が８００℃未満の場合には、フェライト組織分率が２０％を超えることになり、目標とする超高強度及び穴拡げ性の確保が困難である。一方、その温度が８５０℃を超える場合には、穴拡げ性は改善されるが、高温焼鈍の際に発生するＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｂなどの表面酸化物又は濃化物の量は大幅に増加し、以降に酸洗工程を行っても表面に残存することになり、化成処理性が劣るという問題がある。
【００５９】
上記焼鈍熱処理は、焼鈍炉内で水素ガスと窒素ガスから構成された還元雰囲気条件で行われるが、この際、露点温度を−３５〜−５０℃の条件とし、炉内の雰囲気を制御することが好ましい。露点温度が−３５℃を超えると、鋼中に含有されたＭｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｂなどの酸素親和力の大きい元素の表面酸化物又は濃化物への形成が容易であり、以降に酸洗工程を行っても容易に制御されず、残存する恐れがある。また、炉内のロールに付着した後に成長し、デント欠陥を引き起こす恐れがある。一方、露点温度を−５０℃未満にすると、製造コストが大幅に上昇するため、好ましくない。
【００６０】
上記により焼鈍熱処理された冷延鋼板を所定の冷却停止温度範囲に急冷した後、維持することが好ましい。
【００６１】
この際、冷却停止温度範囲は、Ｍｓ（マルテンサイト変態開始温度）〜Ｂｓ（ベイナイト変態開始温度）に限定することが好ましく、上記温度範囲で所定の時間維持することが好ましい。上記維持の際、下記関係式５で示す時間の間に行うことが好ましい。
［関係式５］
３００＜４７２９＋７１Ｃ＋２５Ｍｎ−１６Ｓｉ＋１１７Ｃｒ−２０．１Ｔ＋０．０１９９Ｔ２≦５００
（上記関係式５において、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ及びＣは、各元素の重量含有量を意味し、Ｔは急冷停止温度（℃）を意味し、それから導出された値の単位は秒（ｓｅｃ）である。）
【００６２】
上記関係式５は、合金組成と急冷温度によるベイナイト変態時間（単位：秒（ｓｅｃ））を規定したものであり、上記関係式の値が３００秒以下の場合には、形成されるベイナイト分率が３０％を超えて形成される恐れがある。かかる場合、相対的にマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイト分率が減少し、引張強度１ＧＰａ以上の超高強度及び穴拡げ性を同時に確保することが困難であるという問題がある。一方、上記関係式の値が５００秒を超えると、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトの分率が８０％を超えることになり、強度が上昇しすぎて穴拡げ性が劣るという問題がある。
【００６３】
上記急冷は、１００〜６００℃／ｍｉｎの速度で行うことが好ましいが、上記急冷速度が１００℃／ｍｉｎ未満の場合には、微細組織のうちフェライトとパーライト分率が増加し、本発明で目標とする超高強度及び穴拡げ性を確保できないことがある。一方、６００℃／ｍｉｎを超える場合には、硬質相が増加しすぎて延性が低下する恐れがあり、形状不良などの問題を引き起こす可能性がある。
【００６４】
上記により急冷及び維持した後、より遅い冷却速度で冷却（徐冷）を行うことが好ましい。この際、１０〜５０℃／ｍｉｎの冷却速度で行うことが好ましいが、冷却速度が１０℃／ｍｉｎ未満の場合には、適正分率のマルテンサイトを確保することができず、意図する超高強度の確保が困難になるという問題がある。一方、冷却速度が５０℃／ｍｉｎを超える場合には、焼戻しマルテンサイトよりもフレッシュマルテンサイトの分率が増加して強度が過剰に上昇し、そのため、穴拡げ性が劣るという問題がある。
【００６５】
本発明では、上記により徐冷を完了した鋼板に対して、表層に形成された焼鈍酸化物を除去するための工程、すなわち、後酸洗工程を経ることが好ましい。
【００６６】
上記後酸洗工程は、昇温した塩酸溶液槽で酸洗した後、水洗及び乾燥する工程で行うことができる。
【００６７】
より具体的には、本発明において後酸洗工程は、酸の濃度とともに酸の温度を制御することが重要であり、具体的には、塩酸の濃度は、鋼合金組成に応じて調整することができるが、５〜２０％に制御することが好ましい。仮に、塩酸の濃度が５％未満の場合には、酸化物の除去が十分に行われない恐れがある。一方、塩酸の濃度が２０％を超える場合には、酸による浸食が速く、粒界に対する選択浸食が急激に起こり、素材の加工性と疲労特性を劣化させるという問題がある。上記塩酸の温度も鋼合金組成に応じて調整する必要があるが、５０〜８０℃に制御することが好ましい。仮に塩酸の温度が５０℃未満の場合には、反応性が低くて酸化物の除去が容易でないという問題があり、一方、塩酸の温度が８０℃を超える場合には、反応性が過剰に速くて選択的浸食が発生する可能性が高くなる。
【００６８】
上記のような条件で後酸洗工程を行うに際し、上記塩酸の濃度及び塩酸の温度は、下記のように、合金組成との関係で表される下記関係式６を満たすことが好ましい。
［関係式６］
（ＨＣｌ濃度×ＨＣｌ温度）／（１．３３＋Ｍｎ＋７．４Ｓｉ＋０．８Ｃｒ）×（４７＋２．１Ｍｎ＋１３．９Ｓｉ＋４．３Ｃｒ）≧１
（上記関係式６において、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ及びＣは、各元素の重量含有量を意味する。）
【００６９】
上記関係式６の値が１未満の場合には、酸洗性が低下し、焼鈍酸化物の除去が、与えられた塩酸濃度及び塩酸温度で十分に行われないという問題がある。すなわち、上記関係式６の値が１以上であるときに、当該鋼板の表層酸化物を容易に除去することができる。
【００７０】
さらに、上記後酸洗工程は、５〜１５秒内で行われることが好ましいが、酸洗時間が５秒未満の場合には、酸洗が十分に行われないことがある。一方、酸洗時間が１５秒を超える場合には、生産性が低下するという問題がある。
【００７１】
上述により表層酸化物の除去工程が完了した本発明の超高強度鋼板は、表層（厚さ方向に表面から０．１μｍまで）内のＭｎ、Ｓｉ及びＣｒの含有量が、上記で言及した上記関係式３を満たすことにより、優れた化成処理性を確保することができる。
【実施例】
【００７２】
以下、実施例により本発明をより具体的に説明する。ただし、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであって、本発明の権利範囲を限定するためのものではないという点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載の事項と、これから合理的に類推される事項によって決定されるものである。
【００７３】
下記表１の合金組成を有する鋼スラブを通常の条件で熱間圧延及び冷間圧延して冷延鋼板に製造した後、これを下記表２に示した条件で焼鈍及び冷却した後、後酸洗工程を行い、それぞれの冷延鋼板を製造した。
【００７４】
以降、それぞれの製造された冷延鋼板に対するリン酸塩処理性（化成処理性）と表面ＧＤＳ分析の結果を下記表３に示した。
【００７５】
この際、ＧＤＳ分析は、製造された冷延鋼板の表面から厚さ方向に０．１μｍまでの深さ内の元素の濃度を測定し、平均値で計算した。
【００７６】
また、化成処理性は、ＰＰＧ（Ｐｉｔｔｓｂｕｒｇｈ  Ｐｌａｔｅ  Ｇｌａｓｓ）社製の脱脂剤ＣＨＥＭＫＬＥＥＮ  ＃１７７、表面調整剤Ｒｉｎｓｅ  ｃｏｎｄｉｔｉｏｎｅｒと、Ｃｈｅｍｆｏｓ  ＃７４０Ａ、Ｃｈｅｍｆｏｓ  ＃７４０Ｒ、ｃｈｅｍｆｉｌ  Ｂｕｆｆｅｒ及びＡｃｃｅｌｅｒａｔｏｒの４種で調剤されたリン酸塩溶液を使用して評価した。化成処理性の合否は、表面をＳＥＭで１０００倍拡大し、未付着部位の発生有無及びリン酸塩付着量を測定し、２〜３ｇ／ｍ２を満たすか否かにより決定した。
【００７７】
また、各冷延鋼板の微細組織分率と機械的物性（降伏強度、引張強度、伸び率、穴拡げ性（ＨＥＲ、Ｈｏｌｅ  Ｅｘｐａｎｄｉｎｇ  ｒａｔｉｏ）を測定し、その結果を下記表４に示した。
【００７８】
この際、微細組織は、３０００倍のＳＥＭ写真を撮影した後、各相の面積分率をイメージ分析装置を用いて測定した。また、残留オーステナイトの分率は、ＸＲＤを用いてオーステナイトのピーク強度から測定した。
【００７９】
引張試験は、ＪＩＳ  ５号試験片を用いて、１０ｍｍ／ｍｉｎの速度で評価した。
また、穴拡げ性（ＨＥＲ）は、ＪＦＳＴ１００１−１９９６規格に準じて行った。
上記引張試験とＨＥＲ試験の結果は、３回行った後、平均値を示した。
【００８０】
【表１】
2019502819.tif 000002
2019502819.tif 000003
【００８１】
（上記表１において、Ｂ＊及びＮ＊は、その含有量単位が「ｐｐｍ」である。
また、上記表１において、比較鋼３、４、５、９及び１０は、下記表２の製造条件が本発明の条件を満たすことができないため、上記の表１で比較鋼として表示する。）
【００８２】
【表２】
2019502819.tif 000004
【００８３】
（上記表２の発明鋼１〜１１、比較鋼１〜１０は、急冷温度がＭｓ〜Ｂｓの範囲をいずれも満たす。）
【００８４】
【表３】
2019502819.tif 000005
【００８５】
（上記表３において、Ｍｎ＊、Ｓｉ＊、Ｃｒ＊は、それぞれ、表面から０．１μｍまでのＧＤＳ成分分析値の平均値を意味する。）
【００８６】
【表４】
2019502819.tif 000006
【００８７】
（上記表４において、Ｂはベイナイト、Ｍはマルテンサイト、Ｆはフェライト、及びγは残留オーステナイトを意味する。
また、ＹＳは降伏強度、ＴＳは引張強度、Ｅｌは伸び率、及びＨＥＲは穴拡げ性を意味し、物性関係式は、（引張強度（ＭＰａ）×穴拡げ性（ＨＥＲ））の値を示す。）
【００８８】
上記表１〜４に示したように、本発明で提案する合金組成及び製造条件をいずれも満たす発明例１〜１１の場合、化成処理性が基準を満たし、化成処理性に優れることを確認することができる。
【００８９】
また、ベイナイト及びマルテンサイトが適正分率で形成されることにより、引張強度が１ＧＰａ以上で、降伏比が０．８以上を満たし、且つ（引張強度（ＭＰａ）×穴拡げ性（ＨＥＲ））の値が４００００以上に確保された。
【００９０】
上記の結果は、本発明による発明鋼が、化成処理性だけでなく、穴拡げ性に優れることを示す。
【００９１】
一方、比較例１〜１０は、合金組成及び製造条件のいずれか一つ以上の条件が本発明から外れる場合であり、本発明で目標とする物性をいずれも満たしていないことを確認することができる。
【００９２】
そのうち、比較例１及び２はそれぞれ、合金組成のうちＣとＭｎの含有量が本発明の条件を満たすことができなかった場合であり、目標とする１ＧＰａ以上の引張強度を確保することができず、そのため、（引張強度（ＭＰａ）×穴拡げ性（ＨＥＲ））の値が４００００未満であった。また、降伏比も０．８未満と、本発明の条件を満たすことができなかった。
【００９３】
比較例３及び４は、製造条件のうち急冷後に維持する工程（関係式５）が本発明の条件を満たすことができないため、ベイナイト相が過剰に形成されて目標とする分率のマルテンサイトを確保することができず、そのため、（引張強度（ＭＰａ）×穴拡げ性（ＨＥＲ））の値が４００００未満であった。
【００９４】
比較例５は、製造条件のうち急冷後に維持する工程、すなわち、関係式５の値が５００を超えることによってマルテンサイト分率が８０％を超え、穴拡げ性が劣り、そのため、（引張強度（ＭＰａ）×穴拡げ性（ＨＥＲ））の値が４００００未満であった。
【００９５】
比較例６及び７はそれぞれ、Ｓｉ、Ｃｒが過剰に添加されて、上記成分の関係を示す関係式２が本発明の条件を満たすことができないため、化成処理性が劣った。
【００９６】
比較例８は、Ｓｉ及びＣｒがいずれも過剰に添加されて、関係式２が本発明の条件を満たすことができず、後酸洗工程（関係式６）が本発明の条件を満たすことができないため、化成処理性が劣った。
【００９７】
比較例９及び１０は、合金組成は本発明の条件を満たすが、後酸洗工程（関係式６）を満たすことができなかったため、酸洗後、鋼の表面に酸化物が残存し、そのため、本発明の関係式３を満たすことができず、結局、化成処理性が劣った。
【００９８】
これによると、本発明で提案する合金組成及び製造条件、特に、関係式１〜関係式６をいずれも満たす場合にのみ、本発明で目標とする超高強度、穴拡げ性及び化成処理性が同時に優れた超高強度鋼板の製造が可能であることがわかる。
【国際調査報告】
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